JP2014519557A - 金属部品の表面処理 - Google Patents

Abstract

金属部品の表面処理のプロセスにおいて、前記金属部品の表面（１）の任意の部分がいくつかの第一入射角でほぼ球形の粒子を受けるよう、数十μｍの平均厚さを有するナノ構造の表面層（３）が得られるまで前記表面を前記粒子のストリーム（２０）にさらすステップを有し、前記表面の部分への前記粒子の前記第一入射角を、外側半頂角が１０°から４５°の間である円錐又は円錐状薄膜内で基本的に分配させ、前記粒子の直径は２ｍｍより小さくかつ０．１ｍｍより大きく、前記粒子を４０ｍ／ｓから１００ｍ／ｓの間の速度で投射する。その後、熱化学処理、特に窒化タイプの低温処理又は低圧浸炭窒化タイプの高温処理を施す。
【選択図】図１

Description

本発明は金属表面の処理の分野に関し、特にオプションで熱化学処理と組み合わせられるピーニングによる処理に関する。

ショットピーニングは、疲労寿命などの金属表面の特定の性質を向上させるために広く用いられる技術である。ショットピーニング処理は、典型的に、ピーニングにより影響を受ける表面の割合を記述するカバレージ度及び単位面積当たりに加えられた運動エネルギーの量を記述する強度によって特徴付けられる。ショットピーニングの分野における文献はカバレージ度及び強度パラメータの限界を定め、この限界を超えるとピーニングされた材料に亀裂や疲労寿命低下などの劣化が生じる。これらの劣化を増大させるような状態は一般的に「オーバーピーニング」と呼ばれる。

ピーニング処理の後続研究により、通常定められている限界を超えてピーニング処理を進めることによって表面層における材料のナノ構造化が生成される可能性が明らかにされた。「ナノ構造化」との用語は、粒子サイズが数十ナノメートルのオーダーであるような安定相を得ることを意味する。特定の条件下では、材料のナノ構造化によって微小亀裂の伝播が防止され、上述の劣化が生じないと想定される。

材料のナノ構造化は、疲労寿命、硬度、耐食性、原子拡散率及び生体適合性の増大並びにトライボロジー的性質の向上などの効果がある。

ナノ構造表面層を生成する周知のプロセスのうち、以下のものに特に注目する。
・微細又は極微細粒子を、高速又は超高速で（微細粒子衝突又はエアブラストショットピーニング）、放線入射で、処理されるサンプルに投射する方法。これらの方法は特に非特許文献１に記載されている。
・超音波ショットピーニング又は表面機械的摩耗処理として知られる、より大きい粒子をより低い速度で振動させる方法。これらの方法は特に非特許文献２に記載される。

また、特許文献１には、金属部品の表面にナノ構造を生成するプロセスにおいて、ボールベアリングボールに似た完全な球形のボールを部品の衝撃(impact)ポイント上に可変入射角で投射することが記載されている。ナノ構造の厚さを数十から数百μｍにするために、処理される金属部品の表面に機械的及び／又は熱的ストレスを与えることが教示されている。

特許文献２にはタイヤモールド処理法が記載されている。この方法はナノ結晶化を介する処理のステップを備える。ナノ結晶化ステップは、連続的に振動するピーニングツールを用いて実施される。

特許文献３には、ナノ構造を生成するプロセスにおいて、任意の方向を有する変形を生じさせるために、ボール投射源を用いて異なる及びさまざまな入射方向に沿って部品の衝撃ポイント上にボールを投射することが記載されている。このプロセスは、ナノ構造層を５５０℃及び３５０℃の温度で化学処理するステップをさらに備える。

本発明は、一実施形態において、金属部品の表面処理のプロセスを提供し、該プロセスは、金属部品の表面の任意の部分がいくつかの第一入射角でほぼ球形の粒子を受けるよう、例えば平均厚さが４０又は５０μｍよりも大きいナノ構造の表面層が得られるまで表面を粒子のストリームにさらすステップを備え、前記表面の部分への前記粒子の前記第一入射角を、外側半頂角が１０°から４５°の間である円錐又は円錐状薄膜内で基本的に分配させ、前記粒子の直径は２ｍｍより小さくかつ０．１ｍｍより大きく、前記粒子を４０ｍ／ｓから１００ｍ／ｓの間の速度で投射することを特徴とする。

本発明の中心にある一つのアイディアは、材料の多数の原子すべり面(atomic slip planes)にストレスを与えるために、処理される表面をさまざまなかつ制御された入射角に沿って打撃可能な一以上の粒子ストリームを生成することである。一実施形態によれば、ナノ構造の表面層は、平均厚さが４０又は５０μｍよりも大きく、ナノ構造の表面層の境界は、金属部品を形成する金属材料に依存する硬度が閾値よりも大きくなる金属部品の領域として定義される。

一実施形態によれば、前記硬度の閾値は、金属部品の処理された表面において得られた硬化の５０％に等しい表面処理後の従来技術に対する材料の硬化によって定義される。その他の場合では、この閾値は、他のパラメータ、特に結晶相遷移が起こったときの材料における結晶相遷移の位置、に応じて定義されてもよい。

他の有利な実施形態によれば、そのようなプロセスは、一以上の以下の特徴を有してもよい。

一実施形態によれば、粒子の直径は０．３ｍｍよりもおおきく１．４ｍｍよりも小さい。

一実施形態によれば、粒子の入射角は実質的に連続的に円錐又は円錐状薄膜内で分配される。

一実施形態において、前記円錐又は円錐状薄膜の外側半頂角(outer half apex angle)は１０°から３０°の間である。

一実施形態において、粒子のストリームは中心方向に沿って投射される粒子のジェット（噴射物）を備え、前記表面が前記中心方向に対して斜めに配向するよう金属部品が支持体に固定され、支持体は粒子のジェットの中心方向と同軸の軸の周りに回転する。

一実施形態によれば、中心方向に対する部品の表面の傾きは１０°から３０°の間であり、好ましくは１５°に近い。

一実施形態によれば、粒子は５０から８０ｍ／ｓの間の速度で投射される。

一実施形態によれば、粒子の硬度は、処理前の部品の表面の硬度よりも大きい。

一実施形態によれば、したがって本発明は、上述のプロセスによって処理された表面を備えた金属部品を提供し、前記表面は４０又は５０μｍよりも大きい平均厚さを有するナノ構造の表面層を備え、ナノ構造の表面層の境界は、硬度が部品を形成する金属材料に依存する閾値よりも大きい金属部品の領域によって決定される。

一実施形態によれば、前記硬度の閾値は、金属部品の処理された表面において得られた硬化の５０％に等しい表面処理後の従来技術に対する材料の硬化によって定義される。

一実施形態によれば、ナノ構造の表面層の平均厚さは１００μｍよりも大きい。

また、一実施形態によれば、本発明は、金属部品の表面処理装置を提供し、該表面処理装置は、ほぼ球形の粒子のストリームを生成可能な投射手段と、前記粒子のストリームにさらされる表面を有する、金属部品を保持可能な支持体と、前記支持体の表面への前記粒子の第一入射角が外側半頂角が１０°から４５°の間である円錐又は円錐状薄膜内で基本的に分配されるよう、前記粒子のストリームに対して前記支持体の配向を修正可能なアクチュエータと、を有し、前記ほぼ球形の粒子は、直径が２ｍｍより小さくかつ０．１ｍｍより大きいとともに、４０ｍ／ｓから１００ｍ／ｓの間の速度で投射される。

一実施形態によれば、投射手段は、中心方向に沿って投射される粒子のジェットを生成可能であり、支持体の表面は前記中心方向に対して斜めに配向され、アクチュエータは、粒子のジェットの中心方向と同軸の軸の周りに支持体を旋回させることが可能である。

上述のピーニング処理後に熱化学プロセスが行われてもよい。一実施形態によれば、表面から始まる金属部品の厚さの少なくとも一部分にわたって金属部品の化学組成を修正するために、金属部品の表面を、部品の金属構造内への物質の拡散を引き起こす熱化学条件にさらす。

上述のピーニングプロセスにおいて、部品の表面に出現する高密度の結晶粒界を得ることが可能であることがわかった。したがって、前もって得られた材料のナノ構造化により、拡散処理は、表面ナノ構造化されていない部品と比べてより速く及び／又はより深い深さにわたって及び／又はより低温において拡散する成分で金属構造を富化することが可能である。このような熱化学処理は、第一に、ただしこれだけではないが、ナノ構造層に影響を与えうる。実際には、ナノ構造領域は、下層の金属にも影響を与えるための特に効果的な流入溝を提供可能である。

部品が鋼から作成される一実施形態によれば、熱化学条件は、ナノ構造の表面層の鋼の粒界内への窒素の拡散を引き起こす３００℃から５９０℃の温度における窒化条件であり、このプロセスにより、たとえばナノ構造の表面層内に細かく分散した窒化物又は炭窒化物粒子という形で、この層のなかに分散した微細析出物(fine precipitates)を形成する。

一実施形態によれば、金属部品はオーステナイト系ステンレス鋼又は構造用鋼から構成され、表面は１０００から２０００％のカバレージ度で粒子のストリームにさらされる。

一実施形態によれば、金属部品は工具鋼から構成され、表面は、例えば３０００％よりも大きいカバレージ度でピーニングを実施することによって、少なくとも４０μｍの厚さのナノ構造層が得られるまで粒子のストリームにさらされる。

一実施形態によれば、熱化学条件は、ナノ構造の表面層の再結晶及び再結晶化表面層の鋼の粒界内への窒素の拡散を引き起こす、７５０℃から１１００℃の間の温度における低圧浸炭窒化条件であり、このプロセスは、再結晶化表面層内に細かく拡散した炭窒化物粒子の形成を生成する又は助ける。

一実施形態によれば、金属部品を熱化学条件にさらすステップは、前記金属部品を前記浸炭窒化温度まで徐々に温度上昇させるステップと、温度を前記浸炭窒化温度に維持するステップと、を有し、前記温度上昇の継続時間と前記温度を維持する継続時間との合計継続時間は三時間より短い。

一実施形態によれば、合計継続時間は０．１から１．５時間の間である。

一実施形態によれば、表面は、４００％から１０００％の間のカバレージ度で粒子のストリームにさらされる。

同様に、他の熱化学処理も、拡散成分に応じて異なる化学的性質を有する析出物の形成を引き起こす。何れの場合にも、材料の事前ナノ構造化は、これらの析出物を微細な及び拡散した形で構造化することを助け、粗い形又は弱化連続ネットワークの形での析出物の形成を抑制する。

本発明の特定の側面は、比較的厚いナノ構造表面層を比較的短い時間で生成するために高い生産性を有する材料のナノ構造化のプロセスを設計するというアイディアに基づく。本発明の特定の側面は、比較的一様なナノ構造表面層を生成するというアイディアに基づく。本発明の特定の側面は、さまざまな形状、特に凹状形状、に適用することができる材料のナノ構造化のプロセスを設計するというアイディアに基づく。本発明の特定の側面は、比較的容易にかつ経済的に実行できる材料のナノ構造化のプロセスを設計するというアイディアに基づく。

以下に図面を参照して、単なる例として限定をせずに記載する本発明のさまざまな具体的な実施形態のなかで、本発明はより深く理解され、また本発明の他の目的、詳細、特徴及び利点もより明らかになる。

国際公開第０２／１０４６１号 中国特許出願公開第１０１５８０９４０号 国際公開第０２／１０４６２号

日本鉄鋼協会発行のISIJ international,Vol.47(2007),No.1,pp157-162 日本金属学会発行のMaterials Transactions,Vol.45,No.2(2004),pp376-379

金属表面をナノ構造化するプロセスの概略的な説明図である。 本発明の実施形態に係わるプロセスの実行に適したピーニング装置の概略的な斜視図である。 図２に示す装置によって生成される粒子ジェットの概略的な説明図である。 図２に示す装置の動作を示す図である。 いくつかのピーニング条件についての処理表面下の深さの関数としての金属部品の硬度の変化を示すグラフである。 図５のピーニング条件についてのカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の厚さの変化を示すグラフである。 いくつかのショットサイズについてのカバレージ度の関数としての処理時間の変化を示すグラフである。 あるピーニング条件におけるカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の表面硬度及び厚さの変化を示すグラフである。 処理部品の取付けのさまざまなモードについてのカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の厚さの変化を示すグラフである。 いくつかのピーニング条件についての図２に示す装置の支持体の傾きの関数としてのナノ構造表面層の厚さの変化を示すグラフである。 処理表面下の深さの関数としての各種金属材料から作成された部品の硬度の変化を示すグラフである。 各種金属材料のカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の厚さの変化を示すグラフである。 ある投射速度についてのカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の表面硬度及び厚さの変化を示すグラフである。 図１３と異なる投射速度についてのカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の表面硬度及び厚さの変化を示すグラフである。 別のピーニング条件についてのカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の表面硬度及び厚さの変化を示すグラフである。 衝撃の影響領域を示す、ピーニングプロセスによって処理された部品の概略的な断面図である。 ナノ構造表面層の光学顕微鏡写真である。 ナノ構造表面層の光学顕微鏡写真である。 ナノ構造表面層の光学顕微鏡写真である。 ナノ構造表面層の光学顕微鏡写真である。 事前ピーニングを用いずに窒化プロセスによって処理された部品の炭素及び窒素の拡散プロフィールを示すグラフである。 ピーニングプロセス及び図２１の窒化プロセスによって連続的に処理された部品の炭素及び窒素の拡散プロフィールを示すグラフである。 窒化プロセス及びショットピーニングプロセスによって連続的に処理された部品並びに窒化プロセス及びショットピーニングプロセスのみによって処理された部品のそれぞれの残留応力のプロフィールを示すグラフである。 ピーニングプロセス及び低圧浸炭窒化プロセスによって連続的に処理された部品並びに低圧浸炭窒化プロセスのみによって処理された部品のそれぞれのビッカース硬度のプロフィールを示すグラフである。 事前ナノ構造化を用いていない５２０℃でのガス窒化処理についての、構造用鋼３２ＣｒＭｏＶ１３のサンプルのその表面付近の断面を示す電子顕微鏡像である。 事前ナノ構造化を用いた５２０℃でのガス窒化処理についての、構造用鋼３２ＣｒＭｏＶ１３のサンプルのその表面付近の断面を示す電子顕微鏡像である。 事前ナノ構造化を用いていない５２０℃でのガス窒化処理についての、工具鋼Ｘ３８ＣｒＭｏＶ５のサンプルのその表面付近の断面を示す光学顕微鏡像である。 事前ナノ構造化を用いた５２０℃でのガス窒化処理についての、工具鋼Ｘ３８ＣｒＭｏＶ５のサンプルのその表面付近の断面を示す光学顕微鏡像である。 事前ナノ構造化を用いていない低圧浸炭窒化処理についての、鋼２３ＭｎＣｒＭｏ５のサンプルのその表面付近の断面を示す光学顕微鏡像である。 事前ナノ構造化を用いた低圧浸炭窒化処理についての、鋼２３ＭｎＣｒＭｏ５のサンプルのその表面付近の断面を示す光学顕微鏡像である。 別の硬度測定法を用いた、いくつかのピーニング条件についての、処理表面下深さの関数としての金属部品の硬度の変化を示すグラフである。 処理表面下深さの関数としてのナノ構造表面層を有する金属部品の概略的な断面図であり、測定された硬度曲線が重ねて示されている。 カバレージ度の関数としての、ピーニングによって処理された部品の表面硬度の変化及びナノ構造表面層の厚さの変化を示すグラフである。 ３０分間高レベルの浸炭窒化処理（約９００℃）まで温度上昇させたシミュレーション中の時間の関数としての温度の変化を示すグラフである。 図３４と同じタイプの温度上昇であるが継続時間が１時間３０分であるシミュレーション中の時間の関数としての温度の変化を示すグラフである。 図３４と同じタイプの温度上昇であるが継続時間が３時間であるシミュレーション中の時間の関数としての温度の変化を示すグラフである。

以下に、金属部品上にナノ構造表面層を得ることを可能とするピーニングプロセスの実施形態について記載する。特に記載のない限り、以下に示す実験結果は平坦な金属サンプルを用いて得られたものである。

図１を参照すると、金属表面１をナノ構造化するプロセスが概略的に示されている。図中左側に示すように、処理前において、表面１までの全てにわたって材料の粒子２のサイズは通常数十から数百μｍである。図中右側に示すように、処理後では、表面層３における材料の粒子サイズは数十ｎｍ、例えば約２０ｎｍにまで減少し、同時に材料内のより深いところではより大きなサイズの粒子が存在し続ける。続いて、表面１に垂直でかつ表面から始まり材料の内部に向かって配向された軸ｚを定義する。表面は寸法の参照の役割をする。表面層３と修正されていない材料深部との間の粒子のサイズの遷移は実際には図面に示されるものよりも段階的である。

層３における材料のナノ構造化は少なくとも６００℃の温度まで安定である。そのようなナノ構造層でコーティングされた金属部品は、さまざまな産業、例えば耐摩耗性及び耐疲労性が重要な性質であるような用途において用いられてもよい。

次に、図２を参照して、そのようなナノ構造層の生成に用いられるピーニング装置１０について説明する。

装置１０は、ショット粒子のサイズに依存して可変な速度Ｖで投射されるショットのジェットを生成するために、ショット容器及びエアコンプレッサ（これらは非図示）から供給される投射ノズル１１を備える。変形例として、周知技術によればショット粒子の投射は羽根タービンを用いて実施されてもよい。一般的なピーニング設備によって、２０ｍ／ｓから約１２０ｍ／ｓの範囲の速度を得ることが可能である。

用いられるショットは、好ましくは微粒子化によって得られた粒子から構成される。そのような粒子は比較的有利なコストで大量に生成することができるとともに、球形度が良好で、例えば８５％以上である。これらのコストは、９９％よりも高い球形度を達成するために製造プロセスが実質的に単一であるボールベアリングボールよりも実質的に低い。

あるいは、調整済みカットワイヤ、ガラスビーズ又はセラミックビーズなどの他の従来のピーニング媒体を用いることもできる。

投射ノズル１１は、可動式支持装置１２に対向して固定される。可動式支持装置１２は、固定フレーム１９に対して旋回可能となるよう、金属ディスク１３が非図示の回転モータ、例えば電気モータ、のシャフトに取付けられて構成されている。ディスク１３の中心旋回軸は、ノズル１１の中心投射軸と同軸である。ディスク１３の上に傾斜可能支持体１４が位置決めされ、傾斜可能支持体１４のディスク１３に対する傾斜角はねじを用いて調整することができる。傾斜可能支持体１４の中心部の周りに、支持体１４と平行なねじ１６が設けられた固定用クランプ１５が固定される。ねじ１６は、処理される部品をクランプ１５間に固定するために処理される部品に固定されてもよく、処理後に部品を取り出すために緩められてもよい。

図３を参照すると、投射ノズル１１によって生成された粒子のジェット２０が概略的に示される。ジェット２０はおよそ円錐形状であり該円錐形状は半頂角βを有する。角βは、例えば衝撃領域２１の半径ρと衝撃領域２１からノズル１１の開口部２２までの距離Ｌとの間の比として測定してもよい。

次に、図４を参照して、ピーニング装置１０の動作原理を説明する。支持体１４に平行な平坦なサンプルについて、ジェット２０の中心軸２５の周りに位置する表面部分が、局所法線方向２６に対して入射角αで粒子を受ける。ジェット２０の縁の周りに位置する表面部分は、局所法線方向２７に対して入射角（α−β）で粒子を受ける。ジェット２０の反対側の縁の周りに位置する表面部分は、局所法線方向２８に対して入射角（α＋β）で粒子を受ける。

粒子の投射中に支持装置１２が回転したとき、ジェット２０のなかに位置するサンプルの任意の部分は、より広い又はより狭い円錐状薄膜のなかに位置する入射角で打撃される。この円錐状薄膜は、角αと正確に一致するジェットの中心に向かうにつれて薄くなり、（α−β）と（α＋β）との間の全ての角を含むジェットの縁に向かうにつれてより幅広くなる。β≧αの場合、円錐状薄膜は円錐となる。支持装置１２の回転中、処理表面領域は、円錐状薄膜のなかに位置する全仰角値(angle of elevation values)で打撃される。装置１０のこの性質によって、以下のテストにおいて詳しく説明するように、比較的高い生産性で異なる金属上にナノ構造層を生成することが可能となる。以下のテストにおいて、角βは約８°に等しく、距離Ｌは約３００ｍｍに等しい。勿論、粒子のごく一部をジェット２０の主方向の外側の非定型トラジェクトリに沿って投射することも除外しない。以下に記載するテストはさまざまなタイプのショットを用いて実施され、その主たる特性はＳＡＥ Ｊ４４４基準に基づき表１に示す。ショットのあるタイプの公称直径は分布の中位径として定義され、考慮するショットのタイプの粒子の５０重量パーセントが公称直径よりも小さい直径を有し、５０重量パーセントがそれよりも大きな直径を有する。

テスト１
表２は、装置１０を用いて、傾斜α＝１５°で支持体１４に固定することで固定されたＥ２４鋼（低合金鋼：０．２％Ｃ、１．５％Ｍｎ、９８．２％Ｆｅ）の平坦なサンプルに対して実施された第一テストの結果を示す。この表に記録されたのはテストに用いられたショットのタイプ、投射速度Ｖ、カバレージ度Ｒ、得られたナノ構造層の厚さｚ_n、サンプルのピーニングにさらされた面におけるビッカース硬度、サンプルの反対側の面におけるビッカース硬度、及び硬度増大として知られる二つの硬度間の比率である。

カバレージ度Ｒはピーニングによって衝撃を受けた表面の割合の測定値である。本明細書では、以下のように定義される。つまり、基準１００％は、露出した表面の９８％に衝撃するのに統計的に十分なショットの量が投射されたことを示す。１００％を超えると、この基準量に対して線形則が適用される。したがって、カバレージ度が１０００％ということは、基準量の１０倍が投射されたことを示す。したがって、一定の流量において、カバレージ度はサンプルの処理時間の測定値でもある。

ナノ構造層の厚さｚｎは二つの方法によって得られ、これらは光学顕微鏡法による観測及び深さｚの関数としての材料の硬度プロフィールの観測である。

光学顕微鏡法を用いて測定された厚さは、ナノ構造領域３に対応する視覚的にアモルファスな層の厚さの九つの観測結果の算術平均である。処理されたサンプルの幅は三つの領域にわたってスキャンされ、領域毎に三つの測定が行われ、これにより測定法の再現性が確保される。

顕微鏡観測結果は、その後、観測された視覚的にアモルファスな領域が実際にナノメートルサイズ粒子の影響による硬化から生じる硬度のピークと対応することを確認するために、硬度プロフィールと関連付けられる。

硬度プロフィールの作成に用いられる方法は、レンズを有する荷重１００ｇ（ＨＶ０．１）のピラミッド形状先端を有するマイクロビッカース硬度計を用いて最外表面から開始して５０μｍのステップで圧痕ライン(indentation line)を作成することを含む。サンプルの表面及びナノ構造層は光学顕微鏡法のように視覚化される。したがって硬度プロフィールは５０μｍから５００μｍの深さから得られる。信頼性及び再現性がある測定結果を得るために、伝えられる値は三つの圧痕ラインの平均である。

硬度プロフィールと厚さｚ_nの間の関連性について、図５を参照してより正確に説明する。図５は、テスト１のサンプルにおける、Ｒ＝３０００％での、上で説明した方法で得られた硬度プロフィールを示す。曲線３０はタイプＳ１７０ショットに対応する。曲線３１はタイプＳ２８０ショットに対応する。曲線３２はタイプＳ３３０ショットに対応する。曲線３３はタイプＳ５５０ショットに対応する。曲線３０〜３３の全てにおいて、ナノ構造層３に対応する非常に高硬度の領域３４が出現するとともに、硬度が深さと共により段階的に減少するような材料のひずみ硬化に対応する第二領域３５が出現する。したがって、ナノ構造層３の境界は硬度の傾きの急な変化に対応しなければならない。このポイントは、各ショットのタイプについて目視観測により得られた厚さｚ_nが点鎖線でプロットされた図５において実証されている。

より詳細に説明すると、図５においてテストされた四つのタイプのショットについて、目視観測されたナノ構造層３の境界は、硬度が、深さ５０μｍでの第一測定ポイントとして示される表面での硬度値と、材料がピーニングの影響を実施的に受けていない５００μｍでの最終測定ポイントとして示される表面から遠く離れた場所での硬度値と、の間の中央値に等しい領域に実質的に対応する。

したがってナノ構造層３の定量的定義は硬度曲線の関数として与えられてもよく、ナノ構造層３は、ピーニング処理によって生成された材料の硬化がサンプルの表面で得られた最大硬化の５０％以上である領域である。以下に説明するように、この経験的定義は、７５０％よりも大きなカバレージ度について実験的に実証されている。

図６は、四つのタイプのショットによって、カバレージ度Ｒで測定された、ピーニング処理時間の関数として目視観測された厚さｚ_nの変化を示す。曲線３６はタイプＳ１７０ショットに対応する。曲線３７はタイプＳ２８０ショットに対応する。曲線３８はタイプＳ３３０ショットに対応する。曲線３９はタイプＳ５５０ショットに対応する。曲線３６〜３９は、ナノ構造層３の検出閾値及びその厚さの飽和閾値を示す。特に、テスト１との関連においては、Ｒ＝３０００％を越えると、厚さは大きく変わらないことがわかる。

図６は、テスト１の全てのショットによって、１００μｍ、若しくは１４０μｍをも超える厚さｚ_nを得ることが可能であることを示す。またこの図は、タイプＳ２８０及びＳ３３０ショット（曲線３７及び３８）の二つの利点を示す。一方では、ナノ構造層３が、より大きい粒子（Ｓ５５０）又はより小さい粒子（Ｓ１７０）よりも３００％周辺の低いカバレージ度Ｒにおいてかなり現れる。もう一方では、厚さｚ_nが、より大きい粒子（Ｓ５５０）又はより小さい粒子（Ｓ１７０）で得られる厚さよりも、より高いレベルでピークに達する。

最も大きい粒子（Ｓ５５０、曲線３９）で最大の厚さｚ_nが得られないということは、驚くべきことである。しかしながらこの観測結果は、投射物のサイズが大きくなったときに、一方で粒子毎の運動エネルギーが増大すること、これは各粒子衝撃での材料のより深くより強い塑性変形を伴う、と、もう一方で衝撃間の平均距離が増大すること、これは衝撃の空間的分布の均一性の低下を伴う、と、の間に存在する競争効果によって説明することができる。

この競争は図１６に概略的に示され、ナノ結晶化ローブとも称される衝撃の影響領域が半球によって示されている。近い衝撃は全処理表面にわたって比較的均一な厚さｚ_nを生成するのに対して、比較的間隔が空いた衝撃は、材料が比較的小さな厚さｚ₀で変形した縁領域及び材料が比較的大きい厚さｚ₁で変形した中央ゾーンを生じさせる。観測される厚さｚ_nはｚ₀とｚ₁の間である。

粒子のサイズが目につく影響を与える別の性質は、処理表面に沿った厚さｚ_nの不均一性である。この性質は、厚さｚ_nの標準偏差ｌによって特徴付けられる。表３は、テスト１のサンプルで測定された値を示し、その顕微鏡写真が図１７〜１９に示される。選択されたカバレージ度について、最大のタイプＳ５５０ショットは、タイプＳ３３０で得られた厚さと同程度の平均厚さｚ_nを与えるが、標準偏差ｌは二倍となっている。また図１７〜１９によってナノ結晶化ローブの観測が可能となっている。

さらに、投射ノズル１１の性質に応じて、与えられたカバレージ度を得るのに必要な時間は粒子のサイズと共に増大してもよい。図７は、従来のピーニングノズルモデルにおいて、二つの異なる粒子サイズ、その他の条件は全て等しい、についての投射時間ｔと共に変化するカバレージ度Ｒを示す。曲線４０はタイプＳ５５０に関連し、曲線４１はタイプＳ２８０に関連する。テスト１において、１００μｍの厚さを形成するために、タイプＳ５５０については１０７秒必要とし、これに対してタイプＳ３３０については３０秒必要とし、タイプＳ２８０については７５秒必要とする。したがって、生産性の観点での最適なショットのタイプ、つまり単位ユニット当たり最大のナノ構造厚さを生成するタイプは、Ｓ５５０粒子サイズよりも下のタイプであることがわかる。

したがって、テスト１は、大きい粒子の非生産的影響がタイプＳ５５０ショットとともに生じ始めること、また、これより大きいサイズを用いることは有利でないことを示す。

図８は、ナノ構造厚さｚ_nと処理サンプルの表面で観測された硬化との間の関係を示す。テスト１のタイプＳ２８０についてのカバレージＲの関数として、曲線４２は厚さｚ_n（左側軸）を示し、曲線４３は表面でのビッカース硬度（右側軸）を示す。曲線４３は、ナノメートルサイズの粒子を形成せずに初期硬度４４から始まる領域４５における硬度の第一増大を生じるひずみ硬化効果と、領域４６における硬度の第二増大を生じる材料のナノ構造化の効果と、を示す。

テスト２
テスト１においてクランプ１５を用いて部品を固定したときのオプションの影響を評価するために、テスト２を、タイプＳ２８０ショットを用いて、テスト１と同様の条件下で、サンプルを固定による応力をまったく与えずに支持体１４に接着結合させて実施した。図９は、テスト２におけるカバレージＲの関数としての厚さｚｎの変化（四角印）を、テスト１の曲線４２に重ねて示す。二つのテストの結果の間には、厚さ測定結果も硬度測定結果も大きな差はなく、このことは、テスト１のクランプを用いた部品の固定は観測されたナノ構造化効果とは因果関係がないことを意味する。

テスト３
処理される部品をショットのジェットに対して配向させたときの影響を評価するために、テスト３を、タイプＳ１７０、Ｓ２８０及びＳ３３０ショットを用いて、テスト１と同様の条件下で、角度αを０°から４５°の間で変化させるとともに支持装置１２の回転を変化させて、実施した。テスト３で得られたナノ構造厚さを表４に示す。

ショットの各タイプについて、厚さｚ_nは角度αと共に変化し、約α＝１５°で非常に明確にピークに達することが観測された。また、支持体の回転は、α＝０°において大きな影響をなんら与えないが、支持体が傾斜したときに厚さｚ_nが実質的に増大したことが観測された。これらの観測結果は、処理表面の任意のポイントで変化した入射角での粒子の衝撃の生成が、ナノ構造化プロセスの生産性を実質的に増大させることを示す。特に、これらの事例は、このテストのなかにおいて、外側半頂角が約１０°から４５°である円錐又は円錐状薄膜内で分配される。

図１０は、支持体を回転させたときの表４の結果をグラフで示したものである。曲線５０はタイプＳ１７０ショットに対応する。曲線５１はタイプＳ２８０ショットに対応する。曲線５２はタイプＳ３３０ショットに対応する。

処理された材料の性質のナノ構造化プロセスへの影響を評価するために、他のテストを異なる材料を用いて実施した。理論的には、異なる材料は重大な塑性変形に対する感受性が異なり、したがってナノ結晶化メカニズムに対する感受性が異なる。重大な塑性変形下の微粒化の手段は、材料の構造や積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）などの多くの内因性及び外因性因子に依存する。例えば純鉄などの、材料のＳＦＥエネルギーが高いほど、粒子要求手段に必要とされるさまざまなすべり面の活性化及び転位の生成がより困難である。したがって、金属の結晶構造並びに特に転位の形成を助ける析出の形での炭素又は他の合金成分などの他の成分のオプションの存在は、ナノ構造化プロセスの生産性に影響を与える。

テスト４
比較テストを、３０４Ｌステンレス鋼及び３２ＣｒＭｏＶ１３構造用鋼のサンプルを用いて、テスト１と同様の条件下でタイプＳ２８０ショットを用いて実施した。図１１は、図５と同様の表示において、Ｒ＝３０００％での硬度プロフィールの観点で、これらのテストの結果を示す。曲線５３は３０４Ｌステンレス鋼に対応する。曲線５４は３２ＣｒＭｏＶ１３構造用鋼に対応する。これらの材料の硬度プロフィールはテスト１で観測された傾向に対応する。図１１の領域３４及び３５は図５と同じ意味を有する。テスト１の曲線３１（Ｅ２４鋼）を比較のためにプロットする。観測された厚さｚ_nは目視でＥ２４について１４３μｍ、３２ＣｒＭｏＶ１３構造用鋼について１７６μｍ、３０４Ｌステンレス鋼について１５５μｍであった。

またしても、曲線５４及び３１について上で与えられた経験的定量的定義の有効性が観測された。

この定義は、硬化の基準が深さ３００μｍで選択されたときに曲線５３（３０４Ｌ鋼）に明確に対応する。基準の選択は、材料のピーニング中、より具体的には材料のひずみ硬化のステップに対応するピーニングの第一ステップ中の３０４Ｌ鋼に特有なマイクロ構造の変化によって説明される。

材料のピーニングの第一ステップ中、３０４Ｌ鋼のオーステナイトの所定量が加工誘起マルテンサイトに変換される。この加工誘起マルテンサイトへの変換は硬度を大幅に増大させる。曲線５３において、３００から３５０μｍの間で硬度の大幅な減少がみられる。この硬度の減少は、全体として、オーステナイト相遷移ゾーンに対応し、この相は加工誘起マルテンサイトの含有量が高い。第二のステップにおいて、ナノ構造層３がマルテンサイト相に現れる。したがって、３５０μｍよりも大きい厚さから始めると３０４Ｌ鋼のサンプルの硬度はオーステナイトの元の硬度であり、３００μｍよりも小さい厚さについては材料の硬度はナノ構造層と加工誘起マルテンサイトの存在との両方によって増大する。したがって、ナノ構造層を決定するために用いられる基準硬度は、加工誘起マルテンサイトの最深層での硬度であり、それはここでは３００μｍである。

テスト５
比較テストを、０．０３Ｃ（９９．８％Ｆｅ）を含む純鉄のサンプルを用いて、テスト１と同様の条件下でタイプＳ１７０ショットで実施した。純鉄は、フェライト構造及び高いＳＦＥエネルギー（約２００ｍＪ／ｍ²）が原因で、微粒子化には最も有利でない材料の一つであると考えられている。図１２の曲線５５は、このテストの結果得られた、カバレージ度Ｒの関数としての目視観測された厚さｚ_nを示す。テスト１の曲線３６（Ｅ２４鋼）が比較のためにプロットされている。

したがって、Ｅ２４鋼は純鉄（Ｒ＝１０００％でナノ構造層が現れる）よりも早くナノ結晶化（Ｒ＝７５０％でナノ構造層が現れる）するとともに、飽和においてより厚いナノ構造層（ｚ_n＝１３０μｍ対ｚ_n＝１００μｍ）を有する。テスト５は、想定される材料の多くについて、プロセスによって１００μｍよりも厚いナノ構造層を得ることが可能となることを示す。

テスト６
より小さい粒子の影響を評価するために、０．０３Ｃ（９９．８％Ｆｅ）を含む純鉄のサンプルを用いてタイプＳ０７０ショットでテストを実施した。その他の条件はテスト１と同様である。

図１３は、図８と同様の表示で、投射速度Ｖ＝６０ｍ／ｓで得られた結果を示す。曲線６０は表面でのビッカース硬度を示し、曲線６１は目視観測された厚さｚ_nを示す。Ｒ＝３０００％から先で、６０μｍに近いレベルで厚さｚ_nが飽和することが観測された。タイプＳ０７０などの小さい粒子において、このカバレージ度は早く達成され、例えば一般的なピーニング材料で３００秒よりも早く達成される。

図１４は、図８と同様の表示で、投射速度Ｖ＝９２ｍ／ｓで得られた結果を示す。曲線６２は表面でのビッカース硬度を示し、曲線６３は厚さｚ_nを示す。Ｒ＝３０００％から先で、８０から９０μｍに近いレベルで厚さｚ_nが飽和することが観測された。

テスト８
次に、第二の一連のテストについて記載する。この第二の一連のテストにおいて、材料の硬度曲線に単独で基づくナノ構造層の定義を与えるために、サンプルの硬度プロフィールがより正確な方法で測定された。

表１０は、表２で示したテスト１と同じ条件に基づいて実施された第二の一連のテストの結果を示す。

この第二の一連のテスト中に硬度プロフィールを生成するのに用いられる方法は、最外表面から２０μｍの深さから開始して１００μｍの深さまで１０μｍのステップで圧痕ラインを作成することを含む。圧痕ラインは次に５０μｍのステップで３００μｍの深さまで続く。圧痕ラインは、レンズを有する荷重２５ｇ（ＨＶ０．０２５）のピラミッド形状先端を有するマイクロビッカース硬度計で作成される。これは、１μｍのステップを有する電動式テーブル、Buehler Omnimet Mhtsa制御装置及び測定ソフトウェアを備えたBuehler Micromet 5104微小硬度計である。したがって硬度プロフィールは２０μｍから３００μｍの深さから得られる。信頼性及び再現性がある測定結果を得るために、伝えられる値は三つの圧痕ラインの平均である。前回のテストと同じようにして、サンプルの表面及びナノ構造層が光学顕微鏡法によって視覚化された。サンプルの観測は、Zeiss axio scope A1顕微鏡、Qimaging Micropublisher 5.0 RTVカメラ、Zeiss EC EPIPLAN X10/0.1HDレンズ及びAxiovision 4.8ソフトウェアを用いて実施した。

表１０の最初の三列は表２の最初の三列に対応する。四番目の列はナノ構造層の厚さを示し、硬度に関連してｚ_nhで示される。実際に、テスト８において、ナノ構造層の厚さｚ_nhは、深さｚの関数として硬度プロフィールに単独で基づく方法によって得られる。この点について、硬度閾値は、表面層上で測定された硬度と、材料がピーニングによって実質的に修正されていない深い層でのサンプルの硬度と、の間の硬度の中央値を計算することによって決定される。

したがってナノ構造層の厚さｚ_nhは、硬度の増大が、表面が処理された後のサンプルのこの表面で観測された硬度の増大の半分に等しくなる深さに対応する。

五番目及び六番目の列は処理された面及び処理されていない面でのサンプルの表面での硬度を示す。これらの値は測定された硬度曲線の第一測定ポイント、すなわち２０μｍの深さに対応する。全体として、テスト１よりも表面に近いところで硬度が測定され、したがって硬度値は表２よりも高い。実際に、表面付近での粒子のサイズは傾きに応じて変化する。したがって、一つの最外表面領域では、粒子のサイズは１０から５０ｎｍの間で変化し、より深い領域では、粒子のサイズは数十ナノメートルから数百ナノメートルの間で変化する。さらに、硬度は、テスト１において第二の一連のテストよりも大きな荷重を用いて測定された。したがって材料のなかに生じた圧痕(impression)はテスト１においてより大きい寸法を有し、したがって測定結果の精度は低くなる。

表１０の最後の列は、微小硬度計の不確定性限界から生じる厚さ測定値ｚ_nhの不確定性限界を示す。実際には、硬度測定値は、Ｅ２４鋼について約±１０ビッカース、３２ＣｒＭｏＶ１３鋼について±９．５ビッカース、３０４Ｌ鋼について±１３．５ビッカースの不確定性を有する。硬度測定の精度をよりよくするために、硬度計荷重が材料の硬度の関数として適用され、より硬い材料にはより大きい荷重が用いられる。したがって、５０ｇの荷重（ＨＶ０．０５０）が３２ＣｒＭｏＶ１３鋼及び３０４Ｌ鋼に用いられる。

図３１は、Ｒ＝３０００％でのテスト１のサンプルに対応するサンプルについて上述の方法で得られた硬度プロフィールを示す。曲線１７０はタイプＳ１７０ショットに対応する。曲線１７２はタイプＳ３３０ショットに対応する。曲線１７３はタイプＳ５５０ショットに対応する。全ての曲線１７０、１７１及び１７３について、ナノ構造層３に対応する非常に高硬度のゾーンが現れるとともに、硬度が深さと共により段階的に減少する、材料のひずみ硬化に対応する第二ゾーンが現れる。

一例として、図３１において、曲線１７０に関連するサンプルの深い層で測定された硬度値１７４及び表面層で測定された最大硬度値１７５はそれぞれ１４２及び３００ビッカースである。対応する閾値１７１の値は２２１ビッカースであり、これはサンプルの深い層で測定された硬度値１７４とサンプルの表面層で測定された最大硬度値１７５との間の中央値である。

この閾値によって、S１７０ショットに対応するテストについて、８１．５μｍにおおよそ等しい値を有するナノ構造層の厚さｚ_nhを決定することが可能となる。

したがって、ナノ構造層の厚さｚ_nhの不確定性範囲は、硬度閾値及び硬度の不確定性範囲から決定される。一例として、前に示した２２１ビッカースの閾値１７１について、ナノ構造層の厚さの境界値が、硬度値１８５及び１８６、それぞれ２３１ビッカース及び２１１ビッカース、についてプロットされた。したがって、ナノ構造層の厚さは約６９から９２μｍの範囲内である。ナノ構造層の厚さの不確定性範囲は表１０に示されている。したがって、硬度の不確定性により、それ自体がグラフを用いて測定されたナノ構造層の厚さも、測定可能不確定性を有する。

前述のように、硬度に基づく第二測定法は、目視による定量法と十分一致する。図３２は、図２１の曲線１７０（Ｒ＝３０００％でのＳ１７０ピーニング）に対応するサンプルの光学顕微鏡写真にて観測された領域を概略的に示す。サンプルの表面からの深さｚの関数としての硬度プロフィール１７０がこれらの領域の概略的な表示の上にプロットされている。

図３２において、材料が実質的にアモルファスかつ一様である領域に対応するナノ構造表面層１７７が観測された。層１７７は図１７から１９で観測されたより濃いゾーンに対応する。層１７７は部品の表面１７６から第二層１７８までのびる。この第二層１７８は粒界が観測される領域であっ粒界によって範囲が定められる粒子のサイズが深さと共に増大する領域である。光学顕微鏡写真において、層１７８は、層１７７から始まるコントラストの急な変化からのびる領域に対応する。この第二層１７８は材料のひずみ硬化領域に対応する。第三層１７９は、粒子のサイズが一定のままである領域を含む。硬度閾値１７１は、ナノ構造表面層１７７と層１７８の間で目視観測される境界１８４と実質的に一致する。

表２にリストされた目視観測された厚さ値ｚ_nと表１０にリストされた厚さ値ｚ_nhとの違いは、主に、 表２に示された測定値の比較的高い不確定性限界、通常±３０μｍのオーダー、から生じるものである。現実においては、表２にリストされた目視観測結果は遷移層１７８の一部を含み、これが厚さ値がより高い原因である。

上述の硬度に基づく厚さの測定方法は、ナノ構造層の厚さが薄いときに光学的観測で違いを示す場合があり、これは７５０％より小さいカバレージ度におけるテスト８のサンプルの場合に対応する。その後ナノ構造層の厚さを決定する別の方法を用いてもよい。この別の方法もまた、硬度閾値からナノ構造層の厚さを決定するとの原理に基づいている。この方法は、ナノ構造層がサンプル上に現れるときしたがってナノ構造層が非常に薄い厚さであるとき、ナノ構造層３がこの閾値に対応する表面における硬度値を有するという観測から開始する。例として、図３３を参照すると、Ｓ１７０ピーニングテストについて、曲線１８０はカバレージの関数としてのナノ構造層の厚さを示し、曲線１８１はカバレージの関数としてのサンプルの表面硬度を示す。ナノ構造層の最小検出可能厚さは、カバレージが１５０％において現れる。しかしながら、ナノ構造層のこの出現中に測定される表面硬度１８３は２２６ビッカースである。この２２６の硬度閾値は７５０％よりも小さいカバレージでの処理後のナノ構造層の厚さの決定において、硬度閾値の現実的な値をなす。この代替的な値は、Ｒ＝３０００％にて中央値の助けをかりて決定された硬度閾値（２２１ビッカース）に近い値を有する。表１０にリストされたテスト８において、硬度閾値がこの別の方法を用いて７５０％より小さいカバレージ値について決定された。表１０において、この別の方法を用いて決定された値にはアスタリスクが付されている。

これらの結果は、用いられるＦｅ−３．３Ｓｉ合金がＦｅ−０．０３Ｃに匹敵するフェライト系結晶構造である上記非特許文献１（ISIJ international刊行物）の図４に示されたものと比較されるべきである。テスト６は、この刊行物よりも低いカバレージ度、粒径及び投射速度を用いてより大きいナノ構造層を得たことを説明する。これらの二つのケースでは定義が異なることからカバレージ度の比較にはキャリブレーションが必要であることに注意すべきである。より低い投射速度の使用は、処理サンプルの粗さを減少させる又は微小クラックに対してより弱い材料を保護するという利点を証明しうる。

テスト７
テスト７を、０．０３Ｃを含む純鉄（９９．８％Ｆｅ）のサンプルでタイプＳ１７０ショットを用いて実施した。他の条件はテスト１と同様である。

図１５は、図８と同様の表示において、投射速度Ｖ＝５７ｍ／ｓで得られた結果を示す。曲線６４は表面でのビッカース硬度を示し、曲線６５は厚さｚ_nを示す。符号４４，４５及び４６は図８と同じ意味を有する。厚さｚ_nが１００μｍ付近のレベルで飽和することが観測された。

これらの結果は、上記非特許文献２（Materials Transactions刊行物）の図３（ａ）及び４（ｂ）に示された結果と比較されるべきである。特に、同じサイズのショットについて、超音波ショットピーニング（ＵＳＳＰ）よりもはるかに短い時間かつはるかにフレキシブルなプロセスで、はるかに大きな厚さが得られた。

上記の結果は平坦な金属サンプルで得られたものであるが、用いられたプロセスは任意の形状の金属部品に適用可能である。特に、非平面状表面を処理するためには、非平面状表面の角連続部分について平坦表面に関する上述の角度条件がおおよそ評価されるように処理表面部分を毎回配向することによって、非平面状表面の限定された部分を連続的に処理することが可能である。本明細書では、「連続部分」との表現は、表面部分の平均配向が定義できるよう湾曲の局所半径に対して比較的小さいかつ衝撃の多数を統計的に予測できるよう投射されるショットのサイズに対して比較的大きい表面部分を意味する。

特定の非平面形状は部品上に同一の粒子によって複数の衝撃つまり跳ね返りを生成することが可能である。しかしながら、跳ね返りが非常に高いエネルギー損失を生じることを考えれば、粒子の第一入射角つまり部品への第一衝撃前の入射角が最も重要であると考えられる。

処理される部品の各表面部分についての上述の配向条件を実施することが望ましくない又は可能でさえもない場合には、最終用途にて最も応力が加えられる予定の金属部品の部分、部品のワーキング表面と呼ばれる、を認定することが好ましい。例えば、ギア・ピニオンのワーキング表面は一般的に歯の基部である。したがって、一つの具体的な実施形態において、歯の基部表面に粒子の第一入射角の特定の配向を実施するよう粒子ジェットに対向する歯の基部表面を連続的に配向させることによって、ピニオンのナノ構造化処理を実施することができる。

図２の装置の実施形態において単一投射ノズルが示されている。しかしながら、複数の投射ノズルを備えたピーニング装置を着想することが可能である。これらの投射ノズルは、特に複数の異なる入射角に沿って部品の同じ表面をターゲットとするよう配置されてもよい。また、投射ノズルは処理される部品のさまざまな表面をターゲットとするように配置されてもよい。

外側半頂角が１０°から４５°の間である円錐又は円錐状薄膜で分布した粒子の第一入射角を生成するために、投射ノズル及び部品の支持体のその他の相対的な配置を想定することができる。特に、投射ノズルにおいて変位を実施してもよい。

ピーニングと熱化学プロセスの組み合わせ
金属材料の表面層の化学組成を拡散により修正して特定の機械的、物理的及び化学的性質を与えるために、例えば耐摩耗性、耐疲労性、高温又は低温耐酸化性又は耐食性を改善するよう、上述のナノ構造化プロセスを熱化学処理と組み合わせてもよい。この場合、表面の化学的修正は金属のコアの化学組成を損なうことはない。表面の化学的修正を熱処理と組み合わせてもよい。拡散成分及び熱処理の選択は、表面及びコアにおける所望の性質に依存する。

この目的のために用いることができる主な熱化学処理を以下の表９に示す。

ナノ構造化処理を事前に適用することにより、ナノ構造フェーズにおいて顕著な再結晶が起こることなく実施されうる熱化学処理即ち通常比較的低温での処理と、ナノ構造フェーズの顕著な再結晶を生じさせる熱化学処理即ち通常比較的高温での処理と、を区別するのに有用である。

低温処理
鋼についての約５９０℃の温度を超えない熱化学処理において、拡散プロセス中にナノ構造層内の粒子のサイズは大きく変化しない。材料のナノ構造化は、部品の外表面に現れるしたがって拡散プロセスを助ける粒界の増加の影響を及ぼす。したがって、ナノ構造化ピーニングの後に実施される拡散プロセスは、ナノ構造が存在しない場合よりも動力学的及び拡散深さの観点で高い効果を奏することがわかった。さらに、ナノ構造化は、析出現象具体的には炭窒化物の析出がナノ構造層において抑制されるよう、粒界のサイズ及び連結性を制限する。

これらのポイントは、表６に関連して以下に示される窒化テストによって説明される。

テスト８．１
３０４Ｌステンレス鋼の平坦なサンプルが用いられた。窒化は、プラズマ炉内で３５０℃に１００ｈ維持して実施された。

ピーニングをせずに窒化された部品上において、３から５μｍの厚さの窒素オーステナイトの層が形成された。ピーニングを用いて窒化された部品上において、混合マルテンサイト／オーステナイト構造の窒素に富んだナノ構造の暗い層が、４から１０μｍの間の深さで観測された。

２５及び５０ｇの荷重下で、部品の表面でのビッカース硬度が測定された。ビッカース硬度は事前ピーニング処理によって約３０％増大し、約１０００ＨＶに達成しうる。

図２１及び２２は、それぞれ、事前ピーニングせずに窒化された部品（曲線７０及び７１）と、連続的にピーニング及び窒化された部品（曲線７３及び７４）と、についての、深さの関数としての窒素及び炭素の濃度（質量分率）を示す。

ピーニング処理をしない場合、拡散は約５μｍで窒素含有量０．０６％で停止する。表面における窒素含有量は約１１％である。また、炭素に富んだ副層７２の存在が、窒素拡散前面で約５μｍの深さで観測された。

事前ピーニング処理を用いた場合、窒素拡散はより深くなる。表面での富化度は約９％である。炭素に富んだ副層はピーニング処理によって減衰し、したがって結果的により連続的な炭素濃度プロフィールとなる。

テスト８．２
３０４Ｌステンレス鋼の平坦なサンプルが用いられた。窒化は、プラズマ炉内で４００℃に１００ｈ維持して実施された。

温度の増大は、窒素の拡散をより深い深さになるよう助ける。ピーニングをしていない部品上においては、主に窒素オーステナイトからなるより白い層が８から１０μｍの深さで形成される。ピーニングされた部品は、８から１５μｍの深さを有するナノ構造の暗い層によって特徴付けられる。事前ピーニングにより、富化深さの増大は５０％にまで及ぶ。

硬化効果の増加は事前ピーニングしない窒化処理に対して少なくとも１５％であり、表面で測定されたビッカース硬度は１３００ＨＶである傾向があり、これに対して事前ピーニングしない場合は約１１５０ＨＶである。

さらに、テスト８．１と同じ現象つまりピーニング処理を用いた場合により連続的な炭素プロフィールが観測された。

タイプ３０４Ｌ、３０４、３１６又は３１６Ｌオーステナイト系ステンレス鋼について、硬化は特に粒子サイズの減少並びにオーステナイトから加工誘起として知られるマルテンサイトへの部分的もしくは全変換によって生じる。しかしながら、加工誘起マルテンサイトの形成は、これらの鋼の耐食性を大きく減少させる傾向がある。したがって、そのような材料を高すぎるカバレージでピーニングすることによって材料の耐食性が減少する。したがって、本発明者らは、このタイプの鋼について、耐食性を大幅に低下させずに硬化効果から益を得るためには１０００から２０００％の間のカバレージが最良の妥協点であることを見いだした。

テスト９．１
約６００℃で焼き入れ焼き戻しされた３２ＣｒＭｏＶ１３構造用鋼の平坦サンプルが用いられた。ピーニング処理せずに４８０℃で窒化された部品上において、厚さが１から２μｍの鉄窒化物の薄い均一な白い層の存在が観測された。拡散層には多くの炭窒化物ネットワークの析出物が存在する。窒素の濃度が増大すると、これらの析出物は、部品の脆弱性の領域を構成するとともに表面の剥離を助ける比較的連続的な層を形成する傾向がある。

ナノ構造化を用いて４８０℃で窒化された部品上において、１から３μｍの厚さの白い層の成長が始まる。ナノ構造層において、窒素の拡散は窒化物又は炭窒化物のネットワークの目に見える外見を伴わない。

この表面での硬度は、事前ピーニング処理により、窒化のみに対して約１５％増大する。

テスト９．２
約６００℃で焼き入れ焼き戻しされた３２ＣｒＭｏＶ１３構造用鋼の平坦サンプルが用いられた。図２５は、事前ナノ構造化を用いない５２０℃でのガス窒化処理についてのサンプルの表面付近の断面を示す電子顕微鏡像である。事前ピーニングを用いない場合、炭素で著しく富化された（０．６％）拡散層との界面における白い層８０の下部において副層の存在が観測された。これは、符号７９において目に見える、連結した、したがって脆い炭窒化物ナットワークの発達を助ける。

図２６は、事前ナノ構造化後の５２０℃でのガス窒化処理についてのサンプルの表面付近の断面を示す電子顕微鏡像である。事前ナノ構造化を用いた場合、５２０℃でのガス窒化処理によってナノ構造材料の層が維持され、この層において炭窒化物の析出物が、ナノ構造化処理の影響を受けた層内で炭窒化物のネットワークを形成することなく、粒界内で細かく分散する。約２６０μｍの窒素拡散深さは ナノ構造化処理の悪影響を受けない。白い層の最外表面での窒素の富化量は、ナノ構造化処理を用いた１８％に近づくために１４％を超える。

ナノ構造化処理の影響によって、約１０％と見積もられる追加の硬化が、表面のみでなく最初の１００μｍにおいても観測された。表面硬度は１０００ＨＶである傾向がある。

白い層８０の厚さは、二つの処理間で非常に似ており、約１０μｍである。５０μｍの深さにおいて、窒素含有量は近く、ナノ構造化を用いた場合１．５％でありナノ構造化を用いない場合１．３％である。

図２３は各種処理についての深さの関数としての残留圧縮応力を示す。
・四角は、窒化処理の後にショットピーニングを施した場合を示す。
・三角は、ナノ構造化処理の後に連続的に窒化処理及びショットピーニングを施した場合を示す。

二つの応力プロフィールは、５０μｍの深さまで圧縮応力値に関して実質的に同じである。深さ５０μｍを越えると、ナノ構造化、窒化及びショットピーニングによって処理されたサンプルは、窒化処理及びショットピーニングのみに対して応力値及び深さが大幅に増大した。圧縮深さの増大は２００μｍに近い。これは、せん断応力が深くかつこの領域に位置している場合に、特に圧延応力の場合に、疲労挙動を助けうる。

一般的に、１０００％から２０００％の間のカバレージを有するピーニングによって、構造用鋼、特に３２ＣｒＭｏＶ１３において、比較的深い窒素の拡散から生じる硬化の機械的性質と鋼の表面仕上げとの間の最良の妥協点を得ることが可能である。実際、２０００％より大きい場合、ピーニングによって生じた変形は、そのような鋼の典型的な使用、具体的には精密機構及び歯車装置、に不適切とされる表面仕上げを生成する。

テスト９．３
４０−４３ＨＲＣに焼き入れ及び二重焼き戻し、５２０℃でガス窒化処理したＸ３８ＣｒＭｏＶ５工具鋼の平坦サンプルが用いられた。

図２７は、事前ナノ構造化をせずに窒化処理したサンプルの断面を示す光学顕微鏡像である。図２８は、事前ナノ構造化の後に窒化処理したサンプルの断面を示す光学顕微鏡像である。サンプルの表面に近い領域が毎回示されている。

ナノ構造化処理により、図２７において符号７９のところで目に見えるように、炭窒化物ネットワーク析出物の高度な減衰を有しながらナノ構造を維持することが可能であった。また、５２０℃での窒化処理により、ナノ構造化処理を用いた又は用いない場合と同じ深さの窒化層を得ることも可能であった。窒素の富化の従来の深さは、ナノ構造化処理を用いない場合１４５μｍであり、ナノ構造化処理を用いた場合１７０μｍである。表面ビッカース硬度は同じレベルであり約１３００ＨＶである。

このテストにおいても、したがってナノ構造の存在は白い層８０下の炭窒化物のネットワークの析出物を制限する。したがって、組み合わせ層下においてより良い衝撃及び耐剥離性の利益が得られること予想される。鍛造器具又は鋳造所で使用されるような工具については、これにより耐用年数がより長くなる。

工具鋼、特にＸ３８ＣｒＭｏＶ５鋼において、少なくとも４０μｍの厚さのナノ構造層が窒化を顕著に向上させたことがわかった。そのような厚さは特に、少なくとも３０００％のカバレージによってタイプＳ１７０ショットを用いて得られる。より大きいサイズのショット、典型的にはＳ２８０又はＳ３３０、の使用は、減少したカバレージで同じ厚さを得ることを可能にするが、処理部品の表面仕上げを大幅に劣化させるであろう。

高温処理
低温拡散プロセスは成分の原子サイズを制限し、金属内への拡散を可能にする。一方で、高温プロセスにおいて、鋼において約７５０℃より高い場合、表面ナノ構造化を除去し得る再結晶が生じる。高温は特に、真空チャンバ内に熱い窒素を注入することを含むとともに従来の浸炭窒化プロセスに対して材料の酸化を制限することを可能とする低圧浸炭窒化プロセスにおいて必要である。

しかしながら、本発明者らは、前もってピーニングされた部品に低圧浸炭窒化などの高温プロセスを施したときに微細粒子再結晶を得ることも可能であることを発見した。再結晶サイズは、ピーニングによって得られたひずみ硬化の程度、温度及び熱化学処理の継続時間に依存する。

粒子の細かさによって、例えばＮＦ Ａ ０４−１０２基準で１０以上、好ましくは１２以上であれば、表面に出現する高密度の粒界を得ることが可能であり、これは拡散を助けて窒素濃度を増大させることを可能にするとともに、オプションで炭窒化層の炭素濃度及び拡散速度を増大させることを可能にする。加えて、事前ナノ構造化処理は、部品の表面の脆弱性の原因である高密度の浸炭窒化ネットワークの析出物の抑制を可能にすることもわかった。

表７に関連して以下に記載する低圧浸炭窒化テストはこれらのポイントを説明する。

テスト１０
処理されたサンプルはピニオンの歯である。本発明者らは、非常に強いナノ構造化条件について、粗粒子再結晶を観測した。したがって４００から１０００％のカバレージが最良のピーニング条件であることが特定された。

再結晶を時間の関数として評価するために、サンプルに対して、最終的に８８０℃に維持するためにさまざまなモードを介して温度上昇のテストを施した。０．５ｈ、１．５ｈ及び３ｈの三つの合計処理時間Ｔがテストされた。サンプルは毎回外気で冷却された。加熱炉の温度上昇動力学が再結晶の性質に影響を与えること及び段階的な加熱が微細粒子再結晶を助けることがさらに知られている。このことは、以下の例において比較的段階的な温度上昇曲線が選択された理由である。

最良のピーニング条件を特定するために、異なるカバレージ度及び異なるショットのタイプについてテストを実施した。ＮＦ Ａ ０４−１０２基準に基づく粒度指数が、処理の継続時間及びカバレージ度に対応する各サンプルの表面において測定された。

テストの結果を以下の表１１に示す。

ナノ構造化を用いたサンプルにおいて、温度上昇と冷却の最後において以下の構造が観測された。
・Ｔ＝０．５ｈ、２００から８００℃への段階的な上昇に対応。非常に微細なフェライト系粒子（指数≧１２）を表面において観測できた。その直下では再結晶化の開始が見られたが、非常に速くナノ構造化のない構造に出会った。
Ｔ＝０．５ｈのテスト中の温度曲線を図３４に示す。最初に、温度は約Ｔ＝０．３ｈに達するまで徐々に上昇し、８８０℃で維持し２００、温度維持２００がＴ＝０．５ｈとなるまで保たれる。
この短い加熱処理は表面で得られる粒子の細かさのために非常に有利であるものの、部品のサイズが大きい場合には短時間で処理部品内を均一な温度にすることを防止する材料の熱慣性により全ての状況に適応することはできない。
・Ｔ＝１．５ｈ、二つの中間維持のある２００から８００℃の上昇に対応。ショットのサイズに依って１０００％以下のカバレージについて表面において非常に微細な粒子が存在する。カバレージＲが増大するにつれて三重の境界における再結晶が次第に見えるようになるとともにより深い深さに影響を及ぼす。Ｒ＝１０００％では、この鋼の表面においてフェライト系粒子の拡大現象がみられ、これによって粒度指数が１２よりも小さくなる。
Ｔ＝１．５ｈのテスト中の温度曲線を図３５に示す。７６０℃での維持２０１までの温度上昇は約Ｔ＝０．７５ｈまで保たれる。温度はその後約８５０℃の温度を有する維持２０２まで上昇されてＴ＝１．２５ｈまで保たれ、その後テストの終了まで温度は８８０℃での最終維持２０３にもっていかれる。
・Ｔ＝３ｈ、三つの中間維持のある２００から８００℃までの上昇に対応。テストされた全ナノ構造化の結果、フェライト系粒子の拡大現象が表面において粒度指数が９以下でみられるとともに、表面直下でもみられた。その後、その下で、微細粒子再結晶が完全に特定された。
Ｔ＝３ｈのテスト中の温度曲線を図３６に示す。テスト中、約５３３℃の温度での第一維持２０５、その後Ｔ＝１ｈでの約６３０℃での第二維持２０６、その後のＴ＝２ｈでの約７４０℃での第三維持２０７の三つの温度維持を介して温度が徐々に８８０℃での温度維持２０４にもっていかれる。約Ｔ＝２．７５ｈにおいて維持２０４に達する。

したがって、熱処理時間が長すぎると粗粒子再結晶（指数＜１０）がおこることが観測され、一方で三時間より短い継続時間を有する熱処理においては微細粒子（指数≧１０）を観測することができた。したがって１．５ｈの高温処理は、標準的な機械部品で微細粒子再結晶を得るのに良好な妥協点であると考えられる。しかしながら、得られた粒子のサイズは熱処理パラメータと事前ピーニングパラメータの両方に依存する。

したがって、カバレージが大きすぎると、つまりカバレージが１０００％以上であると、特に１．５ｈの処理においてより粗い粒子を伴う結晶化を助けることが認められる。さらに、本発明者らは、カバレージ度が大きすぎると、ピーニングによって生成される部品の変形が大きくなりすぎて表面仕上げが劣化することを観測した。これは、特に１０００％のカバレージにサンプルをさらした場合にそうである。したがって、本発明者らは、１０００％以下のカバレージ度によって、粒子の拡大が回避され、同時に表面仕上げについての最良の妥協点を得ることが可能となったことを観測した。特に、表面仕上げが処理される部品の重要な性質である場合にはカバレージ度を減少させる必要があり得る。この場合、４００から５００％のカバレージを選択してもよい。

２０ＭｎＣｒ５及び２７ＭｎＣｒ５のギアタイプ鋼からなるサンプルを用いて、同様の定量的及び定性的結果が観測された。上述の観測結果は、他の合金鋼、特に例えば鋼２０ＣｒＭｏ４、２７ＣｒＭｏ４、１８ＭｎＣｒＢ５、２９ＭｎＣｒ５、１５ＭｎＣｒＭｏ５、１８ＮｉＣｒＭｏ５又は２０ＮｉＣｒＭｏ７などのギアタイプ鋼にも適用する。

Ｒ＝５００％及びＴ＝１．５ｈについて、平均粒子サイズは約３．３μｍであり、即ち１２個の出現境界が表面において４０μｍにわたり数えられた。

図２９は、事前ナノ構造化を用いずに低圧浸炭窒化処理を施したサンプルの断面を示す光学顕微鏡像である。図３０は、事前ナノ構造化を施した後に低圧浸炭窒化処理を施したサンプルの断面を示す光学顕微鏡像である。深さ０．４から０．６ｍｍの間に位置するサンプルの領域が毎回示された。低圧浸炭窒化テストにおいて、時間Ｔ＝１．５ｈが保たれた。テストにより、ナノ構造化が炭窒化物ネットワークをなくすことが観測された。実際には、浸炭窒化処理の最後に観測される構造はマルテンサイトから構成され、粒界における炭窒化物ネットワークの開始が、事前ピーニングしていないサンプルについて図２９の符号７９においてみることができ、これに対してナノ構造化を有する表面はマルテンサイトのみを含み、これはアタックすることが難しくまたこのなかで炭窒化物の小球が分布している。サンプルの表面においてＮＦ Ａ ０４−１０２に基づいて測定された粒度指数は、図２９のサンプルについて９に等しく、図３０のサンプルについて１２に等しい。炭窒化物の小球が位置する粒界のサイズは粒子サイズに比例し、これにより粒子の細かさが連結ネットワークの形での炭窒化物析出物のパーコレーションを抑制すると考えられる。

図２４は、事前ピーニングを用いた場合（曲線７５）とピーニングを用いていない場合（曲線７６）の低圧浸炭窒化後の深さの関数としてのサンプルの硬度を示す。事前ナノ構造化により異なる硬化深さの増大が観測され、硬度６５０での深さがナノ構造化を用いていない場合の０．４１ｍｍからナノ構造化を用いた場合の０．５４ｍｍまで移動したことが観測された。

炭素濃度プロフィールにおいて、単に浸炭窒化されたサンプルと両方の処理が施されたサンプルとの間に変化はみられなかった。一方で、ナノ構造化は表面下の最初の１０分の２ｍｍ(first two tenths of mm)にわたって窒素濃度プロフィールを向上させ、このことがより高い硬度の横ばいを説明する。この増加は以下の表８で測定された。

本発明について複数の具体的な実施形態に関連して説明したが、本発明はこれらに限定されるものでなく、記載された手段の全技術的同等物及び本発明の範囲内であればこれらの組み合わせを含むことは明らかである。

特に、実施例において記載された実施形態は、記載のピーニングプロセスによって比較的厚いナノ構造表面層を形成することが可能な初めは均一な材料に関連する。与えられた材料に適用されたカバレージ度をこのカバレージによって得ることができるナノ構造層の厚さによって特徴づけることができる。したがって、他の事前処理が施された材料に同様のカバレージ度を適用することによっても、たとえこの事前処理された材料、例えば不均一材料、が記載の実施例に対応しなくても、ナノ構造表面層を効率的に生成することが可能である。

動詞「有する」、「備える」もしくは「含む」及びその同語源の形の使用は、特許請求の範囲に記載のものとは別の構成要素又はステップの存在を除外するものではない。構成要素又はステップについての不定冠詞「ａ」又は「ａｎ」の使用は、特に記載のない限り、そのような構成要素又はステップが複数存在することを除外するものではない。さまざまな手段又はモジュールが一つの同じ材料要素で表されても良い。特許請求の範囲において、括弧内の参照符号はいずれも特許請求の範囲を限定することを意図していない。

金属表面をナノ構造化するプロセスの概略的な説明図である。 本発明の実施形態に係わるプロセスの実行に適したピーニング装置の概略的な斜視図である。 図２に示す装置によって生成される粒子ジェットの概略的な説明図である。 図２に示す装置の動作を示す図である。 いくつかのピーニング条件についての処理表面下の深さの関数としての金属部品の硬度の変化を示すグラフである。 図５のピーニング条件についてのカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の厚さの変化を示すグラフである。 いくつかのショットサイズについてのカバレージ度の関数としての処理時間の変化を示すグラフである。 あるピーニング条件におけるカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の表面硬度及び厚さの変化を示すグラフである。 処理部品の取付けのさまざまなモードについてのカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の厚さの変化を示すグラフである。 いくつかのピーニング条件についての図２に示す装置の支持体の傾きの関数としてのナノ構造表面層の厚さの変化を示すグラフである。 処理表面下の深さの関数としての各種金属材料から作成された部品の硬度の変化を示すグラフである。 各種金属材料のカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の厚さの変化を示すグラフである。 ある投射速度についてのカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の表面硬度及び厚さの変化を示すグラフである。 図１３と異なる投射速度についてのカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の表面硬度及び厚さの変化を示すグラフである。 別のピーニング条件についてのカバレージ度の関数としてのナノ構造表面層の表面硬度及び厚さの変化を示すグラフである。 衝撃の影響領域を示す、ピーニングプロセスによって処理された部品の概略的な断面図である。 ナノ構造表面層の光学顕微鏡写真である。 ナノ構造表面層の光学顕微鏡写真である。 ナノ構造表面層の光学顕微鏡写真である。 ナノ構造表面層の光学顕微鏡写真である。 事前ピーニングを用いずに窒化プロセスによって処理された部品の炭素及び窒素の拡散プロフィールを示すグラフである。 ピーニングプロセス及び図２１の窒化プロセスによって連続的に処理された部品の炭素及び窒素の拡散プロフィールを示すグラフである。 ナノ構造化、窒化プロセス及びショットピーニングプロセスによって連続的に処理された部品並びに窒化プロセス及びショットピーニングプロセスのみによって処理された部品のそれぞれの残留応力のプロフィールを示すグラフである。 ピーニングプロセス及び低圧浸炭窒化プロセスによって連続的に処理された部品並びに低圧浸炭窒化プロセスのみによって処理された部品のそれぞれのビッカース硬度のプロフィールを示すグラフである。 事前ナノ構造化を用いていない５２０℃でのガス窒化処理についての、構造用鋼３２ＣｒＭｏＶ１３のサンプルのその表面付近の断面を示す電子顕微鏡像である。 事前ナノ構造化を用いた５２０℃でのガス窒化処理についての、構造用鋼３２ＣｒＭｏＶ１３のサンプルのその表面付近の断面を示す電子顕微鏡像である。 事前ナノ構造化を用いていない５２０℃でのガス窒化処理についての、工具鋼Ｘ３８ＣｒＭｏＶ５のサンプルのその表面付近の断面を示す光学顕微鏡像である。 事前ナノ構造化を用いた５２０℃でのガス窒化処理についての、工具鋼Ｘ３８ＣｒＭｏＶ５のサンプルのその表面付近の断面を示す光学顕微鏡像である。 事前ナノ構造化を用いていない低圧浸炭窒化処理についての、鋼２３ＭｎＣｒＭｏ５のサンプルのその表面付近の断面を示す光学顕微鏡像である。 事前ナノ構造化を用いた低圧浸炭窒化処理についての、鋼２３ＭｎＣｒＭｏ５のサンプルのその表面付近の断面を示す光学顕微鏡像である。 別の硬度測定法を用いた、いくつかのピーニング条件についての、処理表面下深さの関数としての金属部品の硬度の変化を示すグラフである。 処理表面下深さの関数としてのナノ構造表面層を有する金属部品の概略的な断面図であり、測定された硬度曲線が重ねて示されている。 カバレージ度の関数としての、ピーニングによって処理された部品の表面硬度の変化及びナノ構造表面層の厚さの変化を示すグラフである。 ３０分間高レベルの浸炭窒化処理（約９００℃）まで温度上昇させたシミュレーション中の時間の関数としての温度の変化を示すグラフである。 図３４と同じタイプの温度上昇であるが継続時間が１時間３０分であるシミュレーション中の時間の関数としての温度の変化を示すグラフである。 図３４と同じタイプの温度上昇であるが継続時間が３時間であるシミュレーション中の時間の関数としての温度の変化を示すグラフである。

前述のように、硬度に基づく第二測定法は、目視による定量法と十分一致する。図３２は、図３１の曲線１７０（Ｒ＝３０００％でのＳ１７０ピーニング）に対応するサンプルの光学顕微鏡写真にて観測された領域を概略的に示す。サンプルの表面からの深さｚの関数としての硬度プロフィール１７０がこれらの領域の概略的な表示の上にプロットされている。

Claims (19)

1. 金属部品の表面処理のプロセスにおいて、
   前記金属部品の表面（１）の任意の部分がいくつかの第一入射角でほぼ球形の粒子を受けるよう、ナノ構造の表面層（３）が得られるまで前記表面を前記粒子のストリーム（２０）にさらすステップと、
   前記金属部品の表面（１）を、前記表面（１）から始まる前記金属部品の厚さの少なくとも一部にわたって前記金属部品の化学組成を修正するために前記部品の金属構造内への物質の拡散を引き起こす熱化学条件にさらすステップと、を有し、
   前記表面の部分への前記粒子の前記第一入射角を、外側半頂角（α、α＋β、α−β）が１０°から４５°の間である円錐又は円錐状薄膜内で基本的に分配させ、
   前記粒子の直径は２ｍｍより小さくかつ０．１ｍｍより大きく、前記粒子を４０ｍ／ｓから１００ｍ／ｓの間の速度で投射する
   ことを特徴とするプロセス。
2. 前記部品を鋼で作成し、
   前記熱化学条件を、ナノ構造の前記表面層（３）の前記鋼の粒界内に窒素を拡散させる３００℃から５９０℃の間の温度の窒化条件とし、
   前記プロセスによって、この層内に分散した微細析出物を形成する
   ことを特徴とする請求項１に記載のプロセス。
3. 前記金属部品をオーステナイトステンレス鋼又は構造用鋼から構成し、
   前記表面（１）を、１０００から２０００％のカバレージ度で前記粒子のストリームにさらす
   ことを特徴とする請求項２に記載のプロセス。
4. 前記金属部品を工具鋼から構成し、
   前記表面（１）を、３０００％より大きいカバレージ度で前記粒子のストリームにさらす
   ことを特徴とする請求項２に記載のプロセス。
5. 前記部品を鋼から作成し、
   前記熱化学条件を、ナノ構造の前記表面層（３）を再結晶化させかつ該再結晶化された表面層の前記鋼の粒界内に窒素を拡散させる、７５０℃から１１００℃の間の温度の低圧浸炭窒化条件とし、
   前記プロセスによって、前記再結晶化された表面層内に細かく分散した炭窒化物を形成する
   ことを特徴とする請求項１に記載のプロセス。
6. 前記金属部品を前記熱化学条件にさらすステップが、
   前記金属部品を、前記浸炭窒化温度まで徐々に温度上昇させるステップと、
   温度を前記浸炭窒化温度に維持するステップと、を有し、
   前記温度上昇の継続時間と前記温度を維持する継続時間との合計継続時間が３時間より短い
   ことを特徴とする請求項５に記載のプロセス。
7. 前記合計継続時間が０．５から１．５時間の間であることを特徴とする請求項６に記載のプロセス。
8. 前記表面（１）を、４００％から１０００％の間のカバレージ度で前記粒子のストリームにさらすことを特徴とする請求項５〜７の何れか一項に記載のプロセス。
9. 前記窒化又は浸炭窒化された部品の前記表面（１）付近の前記鋼の粒子の粒度指数が、ＮＦ Ａ ０４−１０２基準に基づき１０以上であることを特徴とする請求項２〜８の何れか一項に記載のプロセス。
10. 前記ほぼ球形の粒子の直径が、０．３ｍｍより大きく１．４ｍｍより小さいことを特徴とする請求項１〜９の何れか一項に記載のプロセス。
11. 前記ほぼ球形の粒子の入射角を実質的に連続的に分配させることを特徴とする請求項１〜１０の何れか一項に記載のプロセス。
12. 前記円錐又は前記円錐状薄膜の外側半頂角が１０°から３０°の間であることを特徴とする請求項１〜１１の何れか一項に記載のプロセス。
13. 前記粒子のストリームが、中心方向（２５）に沿って投射された粒子（２０）のジェットを含み、
    前記金属部品を、前記表面が前記中心方向に対して斜めに配向されるよう支持体（１４）に固定し、
    前記支持体を、前記粒子のジェットの前記中心方向と同軸の軸のまわりに回転させる
    ことを特徴とする請求項１〜１２の何れか一項に記載のプロセス。
14. 前記中心方向に対する前記部品の前記表面の傾き（α）を、１０°から３０°の間、好ましくは１５°近くとすることを特徴とする請求項１３に記載のプロセス。
15. 前記ほぼ球形の粒子を、５０から８０ｍ／ｓの間の速度で投射することを特徴とする請求項１〜１４の何れか一項に記載のプロセス。
16. 前記ほぼ球形の粒子の硬度が、処理前の前記部品の前記表面の硬度よりも大きいことを特徴とする請求項１〜１５の何れか一項に記載のプロセス。
17. 請求項１〜１６の何れか一項に記載のプロセスを用いて処理された表面を備えた金属部品（１）であって、
    前記表面が、数十μｍの平均厚さを有するナノ構造の表面層（３）を備える
    ことを特徴とする金属部品。
18. 前記ナノ構造の表面層の平均厚さが少なくとも４０μｍよりも大きく、
    前記ナノ構造の表面層の境界が、硬度が前記部品を構成する金属材料に依存する閾値よりも大きい前記金属部品の領域とされる
    ことを特徴とする請求項１７に記載の金属部品。
19. 前記硬度の閾値が、前記金属部品の処理された表面で得られた硬化の５０％に等しい、前記表面処理の前の状態に対する前記材料の硬化によって定義されることを特徴とする請求項１８に記載の金属部品。

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